(57)【要約】【課題】DR8並みの強度に到達させ、DRでは数％しかない伸びに関しても10％超の伸びを有する高強度高延性な缶用鋼板およびその製造方法を提案する。【解決手段】重量％で、C：0.04〜0.1％、N：0.002〜0.012％、Mn：0.5〜1.5％、P：0.010〜0.15％、Si：0.01〜0. 5％、Nb：0.025超〜0.1%、Al：0.01％以下、S：0.01％以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、実質的にフェライト単相組織であり、フェライト平均結晶粒径が7μｍ以下、板厚0.2ｍｍ以下であることを特徴とする高強度高延性な缶用鋼板。また、前記鋼板は、上記成分からなる鋼を、Ar3変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延し、540〜630℃の巻取り温度で巻取り、酸洗し、次いで、80％以上の圧下率で冷間圧延を行った後に、680〜820℃の温度で均熱焼鈍を行うことにより得られる。【選択図】図１
2005336610.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、C：0.04〜0.1％、N：0.002〜0.012％、Mn：0.5〜1.5％、P：0.010〜0.15％、Si：0.01〜0. 5％、Nb：0.025超〜0.1％、Al：0.01％以下、S：0.01％以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、実質的にフェライト単相組織であり、フェライト平均結晶粒径が7μm以下、板厚0.2mm以下であることを特徴とする高強度高延性な缶用鋼板。
【請求項２】
重量％で、C：0.04〜0.1％、N：0.002〜0.012％、Mn：0.5〜1.5％、P：0.010〜0.15％、Si：0.01〜0.5％、Nb：0.025超〜0.1％ 、Al：0.01％以下、S：0.01％以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼を、Ar3変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延し、540〜630℃の巻取り温度で巻取り、酸洗し、次いで、80％以上の圧下率で冷間圧延を行った後に、680〜820℃の温度で均熱焼鈍を行うことを特徴とする高強度高延性な缶用鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主として、ぶりき（電気錫めっき鋼板）やティンフリースチール（主にクロムめっき鋼板）等の表面処理鋼板の原板に使用される、製缶用鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、製缶コストの低減が要求されるなか、素材の低コスト化が迫られ、絞り加工を行う2ピース缶はもとより、単純な円筒成形が主体の3ピース缶であっても、使用する鋼板の薄肉化が進められている。
【０００３】
ただし、単に薄肉化すると缶体強度が低下するので、DRD缶や溶接缶の缶胴部のような硬質材が用いられている箇所には現行の強度で薄肉化した鋼板を用いることができない。そのため、薄肉化に有効に寄与できる硬質で極薄の缶用鋼板が望まれている。
【０００４】
現在、薄肉化しても高強度を保つ鋼板の製造方法として最も利用されているのは、焼鈍後に2次冷延を施すDR法である。しかし、DR法は、通常鋼板が作られる工程である、熱延、冷延、焼鈍に加えて1工程増加する分コストが高い。また、数％の伸び量しか有せず、加工性がよくない。さらに表面疵、表面汚れなどが慢性的に発生し、それを完全に防ぐのは極めて困難である。
【０００５】
そこで、DR法の代替としてこれまで種々の強化法を用いた鋼が提案されている。例えば特許文献1には、C、Nを多量に添加し焼付け硬化させることで、DR並みの高強度缶用鋼板が得ることが提案されている。そして、塗装焼付処理後の降伏応力が550MPa以上と高く、Nの添加量、熱処理で得られる硬度を調整できるとしている。
【０００６】
また、特許文献2では、固溶P強化とNb、Ti、Bの炭窒化物による微細化強化を用いて、HR30Tで60〜75の強度レベルに到達する鋼が提案されている。
【０００７】
また、特許文献3では、Nb炭化物による析出強化やNb、Ti、Bの炭窒化物による微細化強化を複合的に組み合わせることで強度―延性バランスのとれた鋼を提案している。
【０００８】
また、特許文献4では、Nb、Tiなどの合金元素を添加して引張強度が540MPa以上の高強度鋼板を提案している。
【０００９】
また、特許文献5では、低炭素鋼をα＋γ域で熱間圧延し、高速で冷却し、焼鈍の加熱速度を規定することで、引張強度600MPa、全伸び30％以上を有する鋼を提案している。
【特許文献１】特開2001-107186号公報
【特許文献２】特開平5-345926号公報
【特許文献３】特開平8-325670号公報
【特許文献４】特開2000-119802号公報
【特許文献５】特開2003-34825号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかしながら、特許文献1のC、Nを多量に添加して焼付硬化性により強度を上昇させる方法は、強度上昇には有効な方法ではあるが、調圧後の歪時効の懸念があり、ストレッチャ-ストレインが発生する恐れがある。
【００１１】
特許文献3では、Nb,Ti,Bによる析出強化と微細化強化法が用いられているが、引張強度が530MPaと低く、現行のDR法で製造されている鋼の強度には到達していない。さらに、Nbに関しては0.025％までしか添加しておらず、有効な析出強化量を生じさせるには、これ以上の添加が必要と考えられる。
【００１２】
また、特許文献2では、Nb,Ti,Bを添加して鋼を細粒化させ、特許文献4では、析出物を用いることで、高強度化用鋼板を製造しているが、いずれも調質圧延を数％〜20％程度行うことで高強度化しており、実質の通常工程の焼鈍までで現行DR材並みの強度をもたせることは提案されていない。
【００１３】
また、特許文献5で提案されている高速冷却による高強度化は、操業上コスト高になる。
【００１４】
本発明は、上記問題点を解決するためになされたもので、固溶強化、析出強化、微細化強化を複合的に組み合わせて、DR8並みの強度に到達させ、DRでは数％しかない伸びに関しても10％超の伸びを有する高強度高延性な缶用鋼板およびその製造方法を提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明者らは、上記の課題を解決すべく、鋭意研究した。その結果、固溶強化、析出強化、微細化強化の複合的な組み合わせに着目し、固溶強化元素としてP, Mnを、析出強化元素兼微細化強化元素としてNbをそれぞれ適量添加することで、結晶粒径を小さくし、伸びを損なわずに高強度化できることを見出した。さらに、組織を実質的にフェライト単層組織とし、フェライト平均結晶粒径を規定することで強度―延性バランスが保てることも見出した。
【００１６】
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
【００１７】
［1］重量％で、C：0.04〜0.1％、N：0.002〜0.012％、Mn：0.5〜1.5％、P：0.010〜0.15％、Si：0.01〜0. 5％、Nb：0.025超〜0.1％、Al：0.01％以下、S：0.01％以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、実質的にフェライト単相組織であり、フェライト平均結晶粒径が7μｍ以下、板厚0.2ｍｍ以下であることを特徴とする高強度高延性な缶用鋼板。
【００１８】
［2］重量％で、C：0.04〜0.1％、N：0.002〜0.012％、Mn：0.5〜1.5％、P：0.010〜0.15％、Si：0.01〜0.5％、Nb：0.025超〜0.1％ 、Al：0.01％以下、S：0.01％以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼を、Ar3変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延し、540〜630℃の巻取り温度で巻取り、酸洗し、次いで、80％以上の圧下率で冷間圧延を行った後に、680〜820℃の温度で均熱焼鈍を行うことを特徴とする高強度高延性な缶用鋼板の製造方法。
【００１９】
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％は、すべて重量％である。
【００２０】
また、本発明において、高強度な缶用鋼板とは、例えばぶりき（電気錫めっき鋼板）やティンフリースチール（主にクロムめっき鋼板）等の表面処理鋼板の原板として好適な引張強度（以下、TSと称す）が550MPa以上の薄鋼板である。
【発明の効果】
【００２１】
本発明によれば、高強度高延性な缶用鋼板を得ることができる。このように本発明の缶用鋼板はDR8並みの強度と10％超の伸びを有しているので、従来、適用が困難であった例えばDRD缶や溶接缶の缶胴部のような箇所の缶用鋼板として適用することが可能となる。さらに本発明は、多くの固溶強化元素を用いて固溶強化し、さらにNbによる析出強化および細粒化強化により、他の特性に弊害なく、複合強化することで強度を上昇させているので、焼鈍工程後の調質圧延は圧下率1.5％以下で、確実に引張強度が550Mpa以上の鋼板が製造できる。かつ、歪時効性の懸念のあるCやNの量も抑えているので、歪時効性の懸念も回避できるという効果もある。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
本発明の高強度高延性な缶用鋼板は、下記に示す、固溶強化元素、析出強化元素、微細化強化元素を中心とする成分を規定し、さらに、実質的にフェライト単相組織とし、フェライト平均結晶粒径が7μｍ以下、板厚0.2ｍｍ以下であることを特徴とする。これらは本発明において最も重要な要件であり、上記のように固溶強化元素、析出強化元素、微細化強化元素を中心とする成分、組織およびフェライト平均結晶粒径を最適化することにより、強度（TS≧550MPa）および延性（伸び＞10％）に優れた缶用鋼板を得ることができる。また、上記高強度高延性な缶用鋼板は、Ar3変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延し、540〜630℃の巻取り温度で巻取り、酸洗し、次いで、80％以上の圧下率で冷間圧延を行った後に、680〜820℃の温度で均熱焼鈍を行うことにより製造が可能となる。
【００２３】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００２４】
まず、本発明における鋼の化学成分の限定理由は以下の通りである。
【００２５】
C:0.04〜0.1％
焼鈍後に所定以上の強度（TS≧550MPa）を達成すると同時に10％超の伸びを有するためには結晶粒径が7μｍ以下になることが必要であり、これらの特性を満たすために、Cの添加量は重要であり、本発明にとってCは主要な要件の一つである。特に強度と粒径には、炭化物の量や密度が大きく関わってくるので、析出に利用される炭素量を確保する必要がある。また、固溶Cによる高強度化も考慮すると、Cは0.04％以上となる。一方、0.1％を超えると、第2相にパーライト相が析出するようになり、延性が低下する。以上より、Cは0.04％以上0.1％以下とする。
【００２６】
Si:0.01〜0.5％
Siは固溶強化により鋼を高強度化させる元素であるが、多量に添加すると耐食性が著しく損なわれる。そのため、Siは0.01％以上0.5％以下とする。なお、特に耐食性に注意          し耐食性を損なわないようにするためには、Siは好ましくは0.01％以上0.3％以下が好ましい。
【００２７】
Mn:0.5〜1.5％
Mnは固溶強化により鋼の強度を増加させ、結晶粒径も小さくし、さらには、微細化強化としても強度を増加させる元素であり、本発明にとって主要な要件の一つである。上記効果は0.5％以上の添加により顕著に認められる。一方、Mnを多量に添加すると、耐食性が劣る。以上より、Mnは0.5％以上1.5％以下とする。なお、再結晶温度を大きく上昇させないためには、Mnは好ましくは0.5％以上1.0％以下が好ましい。
【００２８】
P:0.010〜0.15％
PはMn同様、固溶強化能が大きい元素であり、本発明にとって主要な要件の一つである。その効果が顕著に生じるのは、0.010％以上である。一方、多量に添加すると耐食性が劣化する。以上より、Pは0.010％以上0.15％以下とする。なお、特に耐食性に注意し耐食性を損なわないようにするためには、Pは好ましくは0.010％以上0.1％以下が好ましい。
【００２９】
S:0.01％以下
Sは鋼中で介在物として存在し、鋼板の延性および耐食性にとって不利になる元素なので、極力減らすのが好ましい。以上より、Sは0.01％以下とする。
【００３０】
Al:0.01％以下
Al含有量が増加すると、再結晶温度の上昇をもたらすため、焼鈍温度を高くする必要がある。そして、焼鈍温度を高くすると、AlN形成量が多くなり、固溶N量が減少し、強度の低下を招く。また、本発明においては、強度を増加させるために添加した他の元素で再結晶温度の上昇がもたらされ、焼鈍温度が高くなる。よって、Alによる再結晶温度の上昇は極力回避することが好ましく、Alは0.01％以下とする。
【００３１】
N:0.002〜0.012％
Nは、固溶強化能の高い元素であり、強度を上昇させるので、積極的に添加する。強度上昇に有効に作用させるためには0.002％以上必要である。一方、多量に添加すると歪時効性に問題が生じてくる。以上より、Nは0.002％以上0.012％以下とする。
【００３２】
Nb:0.025超〜0.1％
Nbは、本発明においては主要な要件の一つである。Nbは炭化物生成能の高い元素であり、微細な炭化物を析出させて強度を上昇させる。また、細粒化することで強度を上昇させる。
図1は、固溶元素（例えば、Mn）とNbを同時に添加した場合のNb添加量と強度との関係を示す図である。図1より、Nbを固溶元素であるMnと同時に添加することにより、本来固溶強化によって上昇する強度よりも強度上昇量が高くなることがわかる。この要因は次のように考えられる。すなわち、固溶元素（Mn）をNbと同時に添加することで、固溶元素（Mn）単独添加時に比べて、析出しているNb-Cが固溶元素（Mn）の拡散を抑制し、焼鈍時における再結晶粒の成長が固溶元素（Mn）の存在により阻害される。つまり固溶元素（Mn）自体が細粒化にも有効に作用し、固溶強化に加えて細粒化強化が加算されるためであると考えられる。そして、上記効果はNb添加量が0.025％を超えるときに顕著に生じ始める。
一方、Nbは再結晶温度の上昇をもたらし、0.1％を超えると、熱間圧延時に鋼板が著しく硬質化して冷間圧延時の加工性が悪化する。
【００３３】
以上より、Nbは0.025％超0.1％以下とする。なお、冷間圧延時の加工性の点から、Nbは好ましくは0.025％超0.05％以下が好ましい。
【００３４】
次に組織の限定理由について説明する。
【００３５】
フェライト単相組織、フェライト平均結晶粒径：7μｍ以下
まず、本発明では実質的にフェライト単相組織とする。セメンタイト等を1％程度含む場合でも、本発明の作用効果を奏する限り、実質的にフェライト単相組織であると判断する。
【００３６】
次に、鋼組織をフェライト単相組織とし、フェライト相の平均結晶粒径を変化させて強度―延性バランスを調査した。その結果、フェライト平均結晶粒径が7μｍ以下になると、延性が低下することなく高強度鋼が得られることがわかった。また、平均結晶粒径が7μｍを超えると、製缶後の表面外観の美麗さが失われることが判明した。これは肌荒れ現象のような表面の粗度の極端な変化に対応するものと考えられる。これらの現象は、発生する部位や程度は異なるものの、特に2ピース缶において確認された。以上より、フェライト平均結晶粒径：7μｍ以下とする。なお、フェライト結晶粒径は、例えばASTMの切断法によるフェライト平均結晶粒径に準じて測定するものとする。
【００３７】
鋼の板厚：0.2ｍｍ以下
本発明において、板厚が0.2ｍｍを超えると、冷間圧延率が低くなり、引張強度が550MPa以上の特性を有する鋼が得られない。よって、板厚は0.2ｍｍ以下とする。
【００３８】
次に本発明の高強度高延性な缶用鋼板の製造方法について説明する。
以上の化学成分範囲に調整された溶鋼を、転炉等を用いた通常用いられる溶製方法により溶製した後、連続鋳造法等の通常用いられる鋳造方法で圧延素材とする。
次いで、得られた圧延素材を熱間圧延する。仕上げ温度はγ単層域にする必要があるので、Aｒ3点以上とする。また、巻取り温度は焼鈍後の鋼板強度を高め、粒径を7μｍ以下にするために、540℃以上630℃以下とする。巻取り温度が高温だと粒径が粗大化する。一方、熱間圧延の巻取り温度が低すぎると、熱延板中に固溶NやCが残留して、冷間圧延後の再結晶焼鈍時に好ましい集合組織の形成を阻害する。なお、熱間圧延前のスラブ温度は、細粒化の方向にもっていくため、低温にするのが望ましい。しかし、仕上げ圧延温度をγ単層域にする必要があるので、それらを考慮するとスラブ温度は1150〜1300℃が望ましい。
【００３９】
次いで、酸洗後、冷間圧延を行う。冷間圧延は焼鈍後の集合組織を発達させ顕著に細粒化させ、それと同時により均一なフェライト組織が得るため、圧下率を80％以上とする。圧下率が80％未満では、TS：550MPa程度を確保するのが困難である。
【００４０】
次いで、均熱焼鈍を行う。この時の均熱焼鈍温度は680℃以上820℃以下とする。均熱焼鈍温度は、良好な加工性を確保するため、鋼板の再結晶温度以上とする必要があり、かつ組織をより均一にするために、680℃以上の温度で均熱する必要がある。一方、均熱焼鈍温度が820℃超えでは、焼鈍工程に支障をきたす恐れがある。
【００４１】
次いで、表面性状を整えるために調質圧延を行う。なお、この時の調質圧延率は加工硬化し過ぎて、延性が低下するのを防ぐため、1.5％以下が好ましい。
【００４２】
なお、TSは成分、熱延時のコイル巻取り温度、均熱焼鈍温度、冷間圧延率により、目標値に制御することが可能である。
【実施例１】
【００４３】
表1に示す成分組成を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなる鋼を実機転炉で溶製し、鋼スラブを1200℃で再加熱した後、仕上げ圧延温度を890℃〜920℃の範囲で、巻取り温度を540〜630℃の範囲で熱間圧延を行った。次いで、酸洗後、90％以上の圧下率で冷間圧延して、0.2ｍｍの薄鋼板を得た。得られた薄鋼板を、連続焼鈍炉にて加熱速度20℃/secで680〜820℃に到達させ、680℃〜820℃、30秒間の均熱焼鈍を行った。次いで冷却後、圧下率が1.5％以下になるように調質圧延を施し、通常のクロム鍍金を連続的に施して、ティンフリースチール鋼板とした。なお、均熱焼鈍温度はNb添加量によって調整し、680℃から820℃の範囲とした。以上により得られためっき鋼板に対して、引張試験を行い、結晶組織と平均結晶粒径について調査した。得られた結果を表2に示す。なお、各試験及び調査方法は以下の通りである。
【００４４】
【表１】
2005336610.tif 000003
【００４５】
【表２】
2005336610.tif 000004
【００４６】
引張試験は、JIS5号サイズの引張試験片を用いて行い、降伏強さ、引張強さ、伸びを測定し、強度および延性を評価した。
【００４７】
結晶組織は、サンプルを研磨して、ナイタルで結晶粒界を腐食させて、光学顕微鏡で観察した。
【００４８】
平均結晶粒径は、上のように観察した結晶組織についてASTMの切断法を用いて測定した。
【００４９】
表2より、本発明例である鋼1〜9は、鋼板組織が平均結晶粒径7μｍ以下であり、混粒組織を含まない均一かつ微細なフェライト単層組織となっている。そのため、強度および延性の両者に優れていることがわかる。
【００５０】
一方、比較例である鋼10においては、P添加量が低いため、延性については発明鋼と同程度であるものの、強度が劣っていることがわかる。比較例である鋼11においては、平均結晶粒径7μｍ超えであり、延性については発明鋼と同程度であるものの、強度が劣っていることがわかる。また、比較例である鋼12においては、鋼組織が平均結晶粒径7μｍ超えであり、混粒組織となっているため、高強度ではあるものの、延性が劣っていることがわかる。
【実施例２】
【００５１】
表3に示す成分組成を含み、残部がFe及び不可避不純物からなる鋼を実機転炉で溶製し、鋼スラブを1200℃で再加熱した後、表4に示す条件で熱間圧延を行った。次いで、表4示す条件で冷間圧延して、0.2ｍｍの薄鋼板を得た。得られた薄鋼板を、連続焼鈍炉にて表4に示す条件で30秒間の均熱焼鈍を行った。その後、圧下率が1.5％以下になるように調質圧延を施し、通常のクロム鍍金を連続的に施して、ティンフリースチール鋼板とした。以上により得られためっき鋼板に対して、引張試験を行い、結晶組織と平均結晶粒径について調査した。得られた結果を表4に示す。なお、各試験及び調査方法は実施例1と同様である。
【００５２】
【表３】
2005336610.tif 000005
【００５３】
【表４】
2005336610.tif 000006
【００５４】
表4より、本発明例である条件1、2および4〜6は、フェライト結晶粒径を小さくすることで、延性を損なうことなく、DR8並みの強度が得られることがわかる。
【００５５】
一方、比較例である条件3は、フェライト平均結晶粒径が10μｍを超えて、延性は優れているものの強度が劣っている。
【００５６】
また、これらの鋼板に対して絞り加工すると、本発明の鋼板の表面性状は良好で、肌荒れも認められない。一方、フェライト平均結晶粒径が10μｍを超えた比較例では、肌荒れが認められる。
【産業上の利用可能性】
【００５７】
ぶりき（電気錫めっき鋼板）やティンフリースチール（主にクロムめっき鋼板）等の表面処理鋼板の原板に使用される、製缶用鋼板として最適である。
【図面の簡単な説明】
【００５８】
【図１】固溶元素（例えば、Mn）とNbを同時に添加した場合のNb添加量と強度との関係を示す図である。
【図１】
2005336610.tif 000007